本文主要以纯Cu、Cu-0.1Ge、Cu-5.7Ge及Cu-9.0Ge为研究对象,使用低温锻造、室温轧制、低温轧制、高压扭转(HPT)及霍普金森(Hopkinson)压杆冲击变形等各种塑性变形手段将Cu及Cu-Ge合金的晶粒细化到亚微米或纳米尺度,对轧制得到的纳米晶纯Cu及Cu合金进行低温退火处理。通过X射线衍射(XRD)及透射电子显微镜(TEM)等手段对样品的微观结构进行表征,并计算晶粒尺寸、位错密度、孪晶密度以及微观应变等参量。同时利用显微硬度测试和室温拉伸测试等手段研究Cu合金的力学性能。系统地研究了变形温度、应变速率、应变量等塑性变形条件、退火工艺以及材料的层错能对显微组织演变及力学性能的影响。主要研究结果如下:大量研究表明Cu-Ge合金中,随着Ge含量的增加合金层错能降低。在此基础上,为了研究合金在不同塑性变形条件下的微观组织特征、力学性能与层错能的关系,利用低温锻造、室温轧制、低温轧制、高压扭转+室温轧制以及霍普金森冲击变形+室温轧制对纯Cu及Cu-Ge合金进行加工。XRD测试结果表明,随着层错能的降低,Cu及Cu-Ge合金的位错密度和孪晶密度提高,晶粒尺寸减小。降低层错能使Cu-Ge合金的微观变形机制从位错滑移逐步转变为变形孪生为主,使孪晶更容易产生。通过降低层错能使位错交滑移和攀移比较困难,从而抑制了动态回复,导致位错数量增加。同时,形变孪晶的形成也有利于位错的存储,使位错密度提高。随着层错能的降低,Cu-Ge合金的晶粒细化机制从位错分割机制转变为孪晶碎化机制,获得的晶粒更细小。拉伸性能测试表明,随着层错能的降低Cu-Ge合金的强度和延伸率都提高。固溶强化对合金强度的贡献相对较小,强化的主要原因在于晶粒尺寸的减小,位错密度和孪晶密度的提高。由于共格孪晶界不仅可以阻碍位错运动还可以储存位错,同时位错与孪晶、堆垛层错等缺陷的交互作用使材料的加工硬化率提高,从而塑性提高。对室温轧制和低温轧制的Cu-0.1Ge合金及Cu-5.7Ge合金进行对比,研究变形温度对微观组织和力学性能的影响。一般认为降低变形温度可以抑制动态回复,有利于变形孪生。XRD测试结果表明,随着变形温度的降低,Cu-Ge合金的位错密度和孪晶密度提高,晶粒尺寸减小。力学性能测试结果表明,降低变形温度使Cu-Ge合金的强度和延伸率提高。降低变形温度对于Cu-5.7Ge合金性能的提高比Cu-0.1Ge合金更明显。主要是由于两种合金的层错能不同,使合金的变形机制和微观结构受变形温度的影响程度不同。两种合金中,Cu-0.1Ge合金的层错能较高,受变形温度影响较大。对室温轧制和霍普金森冲击变形+室温轧制的Cu-Ge合金进行对比,研究应变速率对微观组织和力学性能的影响。实验中轧制的应变速率为5s-1,霍普金森冲击变形的应变速率为104s-1。研究表明,高应变速率使Cu-9.0Ge合金及Cu-5.7Ge合金产生了更多的位错、孪晶,且使晶粒细化,提高了加工硬化率,强度和均匀延伸率同时提高。对于Cu-0.1Ge合金,提高应变速率使强度和延伸率均降低。对室温轧制和高压扭转+室温轧制的Cu及Cu-Ge合金进行对比,研究合金的力学性能与应变量的关系。计算表明,室温轧制的总应变量为3.5,增加高压扭转后总应变量提高到10。随着应变量增加,纯Cu及Cu-Ge合金的延伸率提高。随着应变量的增加,中等层错能的Cu及Cu-0.1Ge合金的强度开始增加,随后降低;而低层错能的Cu-5.7Ge合金及Cu-9.0Ge合金的强度则增加。由于合金的层错能不同导致回复速率不同,最终导致强度随着应变量的变化规律也不同。在室温下对Cu及Cu-Ge合金进行轧制,然后在100～250℃范围内退火1小时,温度间隔为50℃。对于Cu-9.0Ge合金,在100～200℃范围内退火强度均有不同程度的提高,塑性降低,到250℃退火时则表现出退火软化。对于Cu-5.7Ge以及Cu-0.1Ge合金,在100～200℃范围内退火强度变化不明显,到250℃时也出现退火软化。对于纯Cu,在100、150及200℃退火后,强度降低,塑性提高,表现出退火软化。为了进一步研究Cu合金在大塑性变形后退火过程中强度的变化规律,对3种不同成分的单相固溶Cu-Al-Zn合金在液氮温度下轧制,再在200℃退火1小时。在合金元素含量最高即层错能最低的两种合金里也观察到了很明显的退火硬化现象,而溶质含量最低即层错能最高的合金表现出退火软化。引起低层错能Cu合金退火硬化的主要原因是溶质原子钉扎位错以及在退火过程中形成了大量的层错和孪晶。